JP6738038B2 - 鉄基焼結合金およびその製造方法 - Google Patents

Description

鉄を主成分とする原料粉末を金型内で圧縮成形して得られた圧粉体を焼結することにより得られる鉄基焼結合金及びその製造方法に係り、特に焼結後に熱処理を施すことなく、焼結体のままで高い機械的強さを有する鉄基焼結合金及びそれを製造する方法に関するものである。

原料粉末を金型内で圧縮成形して得られた圧粉体を焼結する、いわゆる粉末冶金法は、ニアネットシェイプに造形できるので、後の機械加工による削り代が少なく材料損失が小さいこと、また一度金型を作製すれば同じ形状の製品が多量に生産できること、通常の溶解して製造される合金で得ることができない特殊な合金を製造できること等の理由から経済性に優れているという特徴があり、このため自動車部品を始めとする機械部品に広く適用されている。

機械部品のうち、高い機械的強さが要求される部品については、鉄基材料が適用されるとともに、焼入れ処理等の熱処理が施され、金属組織を機械的強さの高い焼入れ組織、すなわちマルテンサイト単相もしくはマルテンサイトとベイナイトの混合相となる金属組織としたものが適用される。このような用途向けの鉄基焼結合金は、鉄基焼結合金の原料粉末を金型内で圧縮成形して得られた圧粉体を、焼結炉に投入し、非酸化性雰囲気中１０００〜１３００℃の温度に加熱して焼結した後冷却して取り出した焼結体を、再びオーステナイト温度域（８００℃以上）に加熱した後油中等に投入して急冷する焼入れ処理を施すことで製造される。

しかしながら、焼結工程の加熱の後、熱処理工程の加熱を行うことは加熱のためのエネルギーが無駄であり、焼結工程における冷却過程で焼入れ処理を行うことができれば、熱処理工程が省略できることとなる。このとき、焼結炉の冷却過程の冷却速度を高めようとすると、焼結炉に特別な装置の追加・改造が必要となることから、通常の焼結炉の冷却速度の範囲で焼入れを行うこと（いわゆるシンターハード）ができる鉄基焼結合金が検討され適用（特許文献１，２）されている。

特許文献１は、焼入れ性を改善するＮｉを含有しつつ、従来材と同等の圧縮性を有する合金粉末に、さらに焼入れ性を改善させるＮｉを単味粉末の状態で添加することにより、圧縮性の低下による強度の低下を抑え、通常の焼結炉の５〜２０℃／分の冷却速度で金属組織中の８５％以上がマルテンサイト相となり、それ以外の部分がベイナイト相となる鉄系焼結合金に関するものであり、具体的に、重量比でＮｉ：３〜５％、Ｍｏ：０.４〜０.７％、残部Ｆｅからなる組成の合金粉末に、銅粉を１〜２％、Ｎｉ粉を１〜３％、黒鉛を焼結後のＣ量が０.２〜０.７％になるように配合した混合粉末を、金型内で圧縮成形し、圧粉体の焼結を非酸化性雰囲気中で１１３０〜１２３０℃の範囲で行い、焼結炉中で５℃／分以上、２０℃／分以下の速度で冷却するものである。

特許文献２は、Ｎｉを含有する焼入れ性に優れる合金粉末と、圧縮性に優れる合金粉末を混合し、さらに焼入れ性を改善させるＮｉを単味粉末の形態で添加することにより、圧縮性の低下による強度の低下を抑え、通常の焼結炉の５〜２０℃／分の冷却速度で金属組織中の８５％以上がマルテンサイト組織となる鉄系焼結合金に関するものであり、具体的に、粉末の組成が、質量比で、Ｎｉ：３〜５％、Ｍｏ：０．４〜０．７％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物よりなるＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ合金粉末と、粉末の組成が、質量比で、Ｍｏ：０．５〜２％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物よりなるＦｅ−Ｍｏ合金粉末との質量比が、５：９５〜７０：３０になるように配合するとともに、全体組成におけるＮｉ量が４〜６質量％、焼結後のＣ量が０．２〜０．７質量％となるようＮｉ粉末と黒鉛粉末をさらに添加した混合粉末を、金型内で圧縮成形し、得られた圧粉体を非酸化性雰囲気中で１１３０〜１３００℃の範囲で焼結した後、焼結炉中で５℃／分以上、２０℃／分以下の速度で冷却して、焼結後の気孔部を除く金属組織を、面積比で、８５％以上がマルテンサイト組織とするものである。

特開平０９−０８７７９４号公報 特開２００４−１２４１４１号公報

特許文献１，２は、いずれも焼入れ性を改善する元素としてＮｉを用いるものである。しかしながら、Ｎｉは近年、価格が高騰しており、材料費の価格上昇が問題となっている。このため、価格が高騰しているＮｉを用いず、焼結後の冷却速度で焼入れ組織（マルテンサイト単相もしくはマルテンサイトとベイナイトの混合相となる金属組織）となる、安価な鉄基焼結合金が望まれている。本発明はこのような状況に鑑み、Ｎｉを含有せず、通常の焼結炉の５〜２０℃／分の冷却速度で焼入れ処理を行うことができる鉄基焼結合金およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の焼結合金は、Ｎｉに替わる焼入れ性改善のための合金化元素として、Ｍｏ及びＭｎを用いることを骨子とするものであり、具体的に、上記目的を達成する本発明の鉄基焼結合金は、全体組成が、質量比で、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：１．５〜５．０％（１．５％を除く）、Ｃ：０．４〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、 気孔を除く基地がマルテンサイト相の単相組織、もしくは気孔を除く基地面積について７０％以上（７０％を除く）のマルテンサイト相と、３０％以下のベイナイト相からなる混合組織となる金属組織を示すことを特徴とする。

本発明の鉄基焼結合金においては、前記全体組成において、さらにＳｉ：０．６５質量％以下を含むことが好ましい。また、前記金属組織がマルテンサイト相とベイナイト相の混合組織である場合に、前記マルテンサイト相と前記ベイナイト相との合計が、全組織の９５％以上であることが好ましい。

本発明の焼結合金の製造方法は、上記のＭｏ及びＭｎを用いるにあたり、ＭｏをＦｅ−Ｍｏ合金粉末の形態として主原料粉末として用い、これにＭｎをＦｅ−Ｍｎ合金粉末の形態で付与するとともに、銅粉末若しくは銅合金粉末、及び黒鉛粉末を添加した原料粉末としたことを骨子とする。

なお、本発明における“主原料粉末”とは、一般的に使用されている主原料粉末の意味と同義であって、使用する粉末材料の内、最も使用量の多い原料粉末を指すものである。

具体的に、上記目的を達成する本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、Ｍｏを含有し残部がＦｅと不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、Ｍｎを含有し残部がＦｅと不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末と、Ｃｕ粉末、液相発生温度が１１２０℃以下のＣｕ−Ｍｎ合金粉末及び液相発生温度が１１２０℃以下のＦｅ−Ｃｕ−Ｍｎ合金粉末からなる群より選ばれる少なくとも１種と、黒鉛粉末とを配合及び混合して、質量比で、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：１．５〜５．０％（１．５％を除く）、Ｃ：０．４〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避不純物の組成を有する原料粉末を得る原料粉末混合工程と、 前記原料粉末混合工程で得られた前記原料粉末を金型内で圧縮成形する成形工程と、 前記成形工程で得られた圧粉体を、非酸化性雰囲気中、１１２０〜１２００℃の範囲で保持して焼結するとともに、前記保持後の冷却過程において前記温度範囲から９００〜２００℃の温度範囲への冷却の平均冷却速度が１０〜６０℃／分の速度で冷却する焼結工程とを有することにより、気孔を除く基地がマルテンサイト相の単相組織、もしくは気孔を除く基地面積について７０％以上（７０％を除く）のマルテンサイト相と、３０％以下のベイナイト相からなる混合組織となる金属組織を得ることを特徴とする。

本発明の鉄基焼結合金の製造方法においては、前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末として、平均粒径が４５μｍ以下のものを用いること、Ｍｎ量が３５〜９０質量％のものを用いることが好ましく、前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末がさらにＳｉ：３０質量％以下を含むことがより好ましい。また、前記Ｆｅ−Ｍｏ合金粉末に、前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末のうちの５０質量％以上を付着させた粉末を用いることが好ましい。

本発明の鉄基焼結合金の製造方法においては、前記焼結工程の冷却過程において、１００℃以下まで冷却した後、１５０〜３００℃の温度に加熱し保持するか、又は前記焼結炉内での冷却中に１５０〜３００℃以下の温度で保持することもできる。

本発明の鉄基焼結合金は、近年、価格が高騰しているＮｉを用いることなく、焼結後の焼結体が焼入れ組織を呈し、高い機械的強さを示すため、機械的強さに優れた鉄基焼結合金を安価に提供することができる。

また、本発明の鉄基焼結合金の製造方法によれば、焼結のみで焼入れ組織を呈する焼結合金が得られ、強度及び寸法精度が良好であるため焼入れ工程が不要となり、鉄基焼結合金を経済的に製造することが可能となる。

本発明の鉄基焼結合金は、Ｎｉに替わる焼入れ性改善のための合金化元素として、Ｍｎ及びＭｏを用いる。Ｍｎ及びＭｏは、ＮｉやＣｒよりも臨界冷却速度に及ぼす影響が大きい元素で、少量の添加で鉄基地の焼入れ性を向上できる。また、これらの合金元素は鉄基地中で特殊炭化物を形成し、結晶粒の成長を抑制して鉄基地の機械的強さの向上に寄与する。なお、Ｍｏも地金の価格が高いが、焼入れ性改善の効果が高く、その分使用量を限定できること、Ｍｏに次いで焼入れ性改善の効果が高いＭｎを併せて使用することから、Ｎｉにより焼入れ性を改善する場合に比して格段に原料コストを低減することができる。Ｍｎ及びＭｏは、それぞれＭｎ：０．５質量％未満、Ｍｏ：０．３質量％未満では焼入れ性改善の効果が乏しい。一方、Ｍｎ及びＭｏが、それぞれＭｎ：２．０質量％、Ｍｏ：１．６質量％を超えてもそれ以上の焼入れ性改善の効果が乏しくなり、原料コストが増大するため、上限をそれぞれＭｎ：２．０質量％、Ｍｏ：１．６質量％とする。

本発明の鉄基焼結合金は、金属組織として、気孔を除く基地がマルテンサイト相の単相組織、もしくは気孔を除く基地面積について７０％以上のマルテンサイト相と、３０％以下のベイナイト相からなる混合組織とする。マルテンサイト相は硬く、機械的強さが高いため、気孔を除く鉄基地全体をマルテンサイト相の単相組織とすることが好ましい。その一方で、ベイナイト相はマルテンサイト相に次いで硬く、機械的強さが高い相であるため、マルテンサイト相が気孔を除く基地面積の７０％以上を占め、次に多い金属組織として３０％以下のベイナイト相の混合組織とすることで高い機械的強さを有する鉄基焼結合金とすることができる。しかしながら、マルテンサイト相が７０％に満たないと機械的強さが乏しくなる。

上記の金属組織は、マルテンサイト相の単相組織とすることが最も好ましく、マルテンサイト相とベイナイト相の混合組織の場合であってもマルテンサイト相の量が多いほど好ましい。この観点から、金属組織がマルテンサイト相とベイナイト相の混合組織である場合に、前記マルテンサイト相と前記ベイナイト相との合計が、気孔を除く基地面積の９５％以上であることがより好ましい。

なお、本発明の鉄基焼結合金においては、マルテンサイト相とベイナイト相の混合組織の場合に、他のパーライト相、オーステナイト相、ソルバイト相やフェライト相等の金属組織が形成される場合があるが、これらのマルテンサイト相とベイナイト相以外の金属組織は５％以下であればかまわない。

Ｍｏは鉄基地中への拡散速度が遅いことから主原料粉末となるＦｅ−Ｍｏ合金粉末の形態で付与される。一方、Ｍｎは鉄基地の硬さへの影響が大きいことから、主原料粉末に合金化させて与えると、原料粉末の圧縮性が損なわれる。このため、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の形態で主原料粉末であるＦｅ−Ｍｏ合金粉末に添加して付与される。Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の形態で付与されたＭｎは、焼結時に主原料であるＦｅ−Ｍｏ合金粉末に拡散して焼結合金の鉄基地を形成する。

しかしながら、Ｆｅ−Ｍｏ合金粉末にＦｅ−Ｍｎ合金粉末を添加したのみでは、Ｍｎの拡散速度が遅く、焼結に過大な時間が必要となる。このため、本発明においてはＣｕを用い、Ｃｕを銅粉末若しくは銅合金粉末の形態で付与し、焼結時にＣｕの液相を発生させることで焼結を促進するとともに、Ｍｎの鉄基地への拡散を促進する。また、Ｃｕも臨界冷却速度を高くする効果があり、鉄基地の焼入れ性改善に寄与する。全体組成中のＣｕ量が１．５質量％に満たないと焼結時に発生する液相量が乏しく焼結促進及びＭｎ拡散の促進の効果が乏しくなる。一方、Ｃｕ量が５．０質量％を超えると基地中に過飽和の銅相が析出することとなり、機械的強さの低下が著しくなる。

なお、Ｃｕは銅合金粉末の形態で付与してもよいが、焼結時に液相を発生する必要があることから、Ｃｕが銅合金粉末の形態で付与される場合は、液相発生温度が焼結保持時間以下（後述するように１１２０℃以下）のものを用いる必要がある。

Ｃは鉄基地に固溶してマルテンサイト相やベイナイト相の形成に寄与する。Ｃも合金化して与えると粉末の圧縮性が損なわれることから、従来から行われているように、黒鉛粉末の形態で付与される。Ｃ量が０．４質量％に満たないと、上記の金属組織を得ることができない。その一方で、Ｃ量が０．８質量％を超えるとマルテンサイト相の硬さが増加しすぎてかえって機械的強さが低下することとなる。

上記の、主原料粉末となるＦｅ−Ｍｏ合金粉末に、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末、銅粉末若しくは銅合金粉末、及び黒鉛粉末を添加した原料粉末を用いて得られる焼結合金は、元のＦｅ−Ｍｎ合金粉末の周囲はＭｎ量が多く、元のＦｅ−Ｍｏ合金粉末の中心部あるいは元のＦｅ−Ｍｎ合金粉末が乏しい部分ではＭｎ量が少なくなり、Ｍｎ拡散量の濃淡が生じる。このＭｎ量の濃淡により上記の金属組織を形成する。すなわち、Ｍｎが拡散した部分がマルテンサイト相を形成するとともに、Ｍｎの拡散が少ない部分でベイナイト相を形成する。

ここで、ＥＰＭＡ装置により、金属組織断面を面分析したとき、Ｍｎの含有量が２０質量％以下となる部分の面積が断面面積率で９０％以上であると、上記割合の混合組織となる。

上記のＦｅ−Ｍｎ合金粉末は、Ｍｎ量が少ないとＦｅ−Ｍｎ合金粉末の添加量が多くなり上記のＭｎ量の濃淡を形成し難くなる。その一方でＭｎ量が過多であると、Ｆｅ−Ｍｏ合金基地に拡散するＭｎ量が乏しくなるとともに、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の圧縮性が低下して原料粉末の圧縮性が低下する。この観点からＦｅ−Ｍｎ合金粉末としては、Ｍｎ量が３５〜９０質量％のものを用いることが好ましい。

なお、Ｍｎは、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末として残留せずＦｅ−Ｍｏ合金に拡散することが好ましく、このためＦｅ−Ｍｎ合金粉末は、平均粒径が４５μｍ以下のものを用いることが好ましい。ただし、ごく一部にＭｎ量が多く、Ｍｏ量が僅かなＭｎリッチな部分が残留していてもよい。なお、上記の微粉末は、３２５メッシュの篩で篩って、篩目を通過する粉末を採取することで得ることができる。

さらに、原料粉末としては、Ｍｎの拡散を容易とするとともに、その偏析を防止するため、一般的に行われている偏析防止処理を行うことが好ましい。すなわち、Ｆｅ−Ｍｎ粉末を上記のように平均粒径が４５μｍ以下のものを用いるとともに、これをＦｅ−Ｍｏ合金粉末に５０％以上付着させた粉末を用いることが好ましい。

上記の原料粉末は、通常行われているように、製品の外周形状を形成する型孔を備えたダイと製品の下端面を形成する下パンチにより形成されるダイキャビティに充填され、製品の上端面を形成する上パンチと該下パンチとの間で原料粉末を圧粉成形して製品形状に成形される（成形工程）。

成形工程により得られた圧粉体は、焼結炉に投入されて、非酸化性雰囲気中、１１２０〜１２００℃の範囲で保持して焼結される。焼結保持温度が１１２０℃に満たないと原料粉末どうしの拡散が乏しく、焼結合金の機械的強さが乏しくなる。一方、焼結保持温度が１２００℃を超えるとＭｎの拡散が過度に生じて上記の金属組織を得ることが難しくなるとともに、液相発生量が過多となり型くずれが生じ易くなる。なお、保持時間は、例えば１０〜１８０分とすることができる。

上記の焼結温度に保持され焼結された焼結体は、焼結保持温度から１００℃以下、例えば室温まで冷却されて焼結炉から取り出される。この焼結保持後の冷却過程において９００〜２００℃への冷却を平均冷却速度が１０〜６０℃／分の速度で冷却することにより、上記金属組織の焼結合金を得ることができる。９００〜２００℃への冷却の際の平均冷却速度が６０℃／分より速いとマルテンサイト相の量が多くなりすぎることとなる。一方、この温度域の平均冷却速度が１０℃／分より遅いとマルテンサイト相の量が乏しくなる。

上記の焼結工程により得られた焼結合金は、上記の金属組織となり、そのまま使用可能であるが、マルテンサイト相が焼入れ直後のものと同様の硬い敏感なものであるため、１５０〜３００℃の温度に再加熱して炉冷する焼き戻し工程を追加することが好ましい。

なお、焼き戻し工程は焼結後の冷却過程において、１００℃以下まで冷却した後、１５０〜３００℃の温度に加熱し保持する工程としてもよく、また、焼結炉内で冷却中に１５０℃以上３００℃以下の温度で保持する工程としてもよい。なお、保持時間は、例えば１０〜１８０分とすることができる。

上記の本発明の焼結合金においては、全体組成中にＳｉ：０．５質量％以下を追加することが好ましい。Ｓｉも臨界冷却速度を速くし焼入れ性を向上させる元素であり、焼結合金の焼入れ性向上に寄与する。また、Ｓｉは鉄基地中への拡散速度が速い元素であることから、上記のＦｅ−Ｍｎ合金粉末に合金化させてＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末の形態とすると、Ｓｉの拡散にともないＭｎがＦｅ−Ｍｏ合金中に拡散し易くなる。しかしながら、Ｓｉ量が０．５質量％を超えると焼入れ性改善の効果が大きくなりすぎてマルテンサイト量が過多となり易いため、その添加は０．５質量％以下に止めるべきである。

なお、ＳｉはＦｅ基地中に固溶した場合にＦｅ基地の硬さを著しく増加させる元素であり、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末の形態で付与する場合、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末中のＳｉ量が３０質量％を超えるとＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末の硬さが増大して原料粉末の圧縮性が低下することから、３０質量％以下とすることが好ましい。

［第１実施例］
Ｍｏ量が０．５５質量％で、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、１００メッシュ篩下で平均粒径（Ｄ５０）が８８μｍのＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、Ｍｎ量が６０質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、２００メッシュ篩下で平均粒径（Ｄ５０）が１６μｍのＦｅ−Ｍｎ合金粉末と、２００メッシュ篩下の銅粉末と、３２５メッシュ篩下の黒鉛粉末を用意した。

上記のＦｅ−Ｍｏ合金粉末に、３質量％の上記銅粉末と、０．６質量％の上記黒鉛粉末を添加するとともに、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の配合比（割合）を表１に示す割合に変えて添加し、混合して原料粉末を得た。そして、原料粉末を成形圧力６００ＭＰａで成形し、縦１０ｍｍ、横６０ｍｍ、高さ１０ｍｍの角柱状圧粉体を作製した。次いで、窒素、水素混合ガス雰囲気中、１１６０℃で保持して焼結するとともに、９００〜２００℃への冷却の平均冷却速度を３０℃／分の速度で冷却した後、大気中１８０℃に加熱し炉冷して焼き戻しを行い、試料番号０１〜１１の焼結体試料を作製した。これらの試料の全体組成を表２に併せて示す。

得られた角柱状試料について、引張り試験片形状に機械加工して引張り試験を行い、引張り強さを測定した。また、金属組織を倍率５００倍で撮影した画像を、画像解析ソフト（三谷商事株式会社製Ｗｉｎ ＲＯＯＦ）を用いて、気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表３に示す。なお、表３において、マルテンサイト相を「Ｍｔ相」、ベイナイト相を「Ｂ相」と記して示した。なお、評価に当たっては、引張り強さ８５０ＭＰａ以上となる試料を合格として判定を行った。

試料番号０１〜１１は、Ｓｉを含有しないＦｅ−Ｍｎ合金粉末を用いた場合の例であり、これらの試料より、Ｍｎ量が増加するにしたがい、マルテンサイト相の量が増加してベイナイト相の量が減少する傾向を示し、Ｍｎ量が０．５質量％以上で７０％以上のマルテンサイト相と、２５％以上のベイナイト相からなる混合組織となっており、Ｍｎ量が２質量％でマルテンサイト単相組織となっている。この傾向によりＭｎ量が増加するにしたがい引張り強さが増加する傾向を示しており、Ｍｎ量が０．５質量％以上で８５０ＭＰａ以上の引張り強となっている。しかしながら、Ｍｎ量を２質量％を超えて与えても、それ以上の引張り強さの増加が認められない。以上より、Ｍｎ量は０．５〜２質量％とすべきことが確認された。

［第２実施例］
第１実施例で用いたＦｅ−Ｍｏ合金粉末（Ｍｏ量：０．５５質量％）と、銅粉末と、黒鉛粉末と、表４に示す組成のＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表４に示す配合比で添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形、焼結および焼き戻しを行って試料番号１２〜１９の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表５に併せて示す。

得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さを測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表６に示す。なお、表４〜表６において、第１実施例の試料番号０７の試料の値を併せて示した。

全体組成中にＳｉを含有しない試料番号０７の試料に対し、Ｓｉを含有する試料番号１２〜１９の試料は、Ｓｉ量が増加するにしたがいマルテンサイト相の量が増加してベイナイト相の量が減少する傾向を示している。この傾向により引張り強さは、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末中のＳｉ量は１６．５質量％（全体組成中のＳｉ量が０．３６質量％）まで増加する傾向を示している。しかしながら、鉄基地中に拡散するＳｉが多くなると鉄基地の硬くなるが同時に脆くもなるため、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末中のＳｉ量は３０質量％を超えると、引張り強さは逆に低下する傾向を示している。そして、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末中のＳｉ量は３０質量％を超えると引張り強さは８５０ＭＰａを下回っている。これらのことから、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末にＳｉを含有させて与えると引張り強さをさらに向上させることができるが、この場合、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末中のＳｉ量は３０質量％以下とすることが好ましいことがわかった。

［第３実施例］
第１実施例で用いたＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末と、Ｍｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表７に示すように銅粉末の配合比（割合）を替えて添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形、焼結および焼き戻しを行って試料番号２０〜２８の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表８に併せて示す。

得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さを測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表９に示す。なお、表７〜表９において、第２実施例の試料番号１５の試料の値を併せて示した。

全体組成中にＣｕの添加量が１．５質量％に満たない試料番号２０は、焼結時に発生するＣｕ液相が乏しいことから、焼結が進行しないこと、及びＦｅ−Ｍｎ合金粉末の拡散が進行せず、マルテンサイト相の量が乏しく、ベイナイト相の量が多い金属組織となっており、このため引張り強さも８５０ＭＰａに満たない値となっている。これに対し、全体組成中のＣｕ量が増加するにしたがい、Ｃｕ液相の発生量が増加してＦｅ−Ｍｎ合金粉末の拡散が進行することにより、マルテンサイト相の量が増加するとともにベイナイト相の量が低下する傾向を示し、全体組成中のＣｕ量が１．５質量％以上で７０％以上のマルテンサイト相と、２５％以上のベイナイト相からなる混合組織となり、全体組成中のＣｕ量が３．５〜５質量％の範囲でマルテンサイト単相の金属組織となっている。この金属組織の変化にともない引張り強さも向上し最大で１０２０ＭＰａとなっている。しかしながら、全体組成中のＣｕ量が５質量％を超えると鉄基地中に過飽和の銅相が遊離して析出（５面積％）する結果、引張り強さの低下が生じている。以上のことから、全体組成中のＣｕ量を１．５〜５質量％とすべきことがわかった。

［第４実施例］
表１０に示す組成のＦｅ−Ｍｏ合金粉末を用意するとともに、第１実施例で用いた銅粉末と、黒鉛粉末と、Ｍｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表７に示す配合比で添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形、焼結および焼き戻しを行って試料番号２０〜２８の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表１１に併せて示す。

得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さを測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表１２に示す。なお、表１０〜表１２において、第２実施例の試料番号１５の試料の値を併せて示した。

全体組成中にＭｏを含有しない試料番号２９の試料に対し、Ｍｏを含有する試料番号１５、２９〜３１の試料は、Ｍｏ量が増加するにしたがいマルテンサイト相の量が増加してベイナイト相の量が減少する傾向を示し、全体組成中のＭｏ量が０．３質量％以上で７０％以上のマルテンサイト相と、２５％以上のベイナイト相からなる混合組織となり、全体組成中のＭｏ量が０．９４質量％以上でマルテンサイト単相組織となっている。この傾向により引張り強さは、Ｍｏ量の増加にともない増加する傾向を示し、全体組成中のＭｏ量が０．３質量％以上で引張り強さが８５０ＭＰａ以上となっている。しかしながら、全体組成中のＭｏ量が１．６質量％を超えてもそれ以上の引張り強さの向上は認めらない。以上のことから、Ｍｏを０．３質量％以上添加することで引張り強さは８５０ＭＰａを超えるが、１．６質量％を超えてもそれ以上の引張り強さの向上は認めらないことから上限を１．６質量％以下に止めるべきことがわかった。

［第５実施例］
第１実施例で用いたＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末と、Ｍｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表１３に示すように黒鉛粉末の配合比（割合）を替えて添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形、焼結および焼き戻しを行って試料番号３７〜４３の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表１４に併せて示す。

得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さ及び衝撃値を測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表１５に示す。なお、表１３〜表１５において、第２実施例の試料番号１５の試料の値を併せて示した。

Ｃ量が０．４質量％に満たない試料番号３７の試料は、マルテンサイト相の量が乏しく、ベイナイト相の量が多い金属組織となっているが、Ｃ量が増加するにしたがいマルテンサイト相の量が増加する傾向を示しており、全体組成中のＣ量が０．４質量％以上で７０％以上のマルテンサイト相と、２５％以上のベイナイト相からなる混合組織となり、全体組成中のＣ量が０．６質量％以上でマルテンサイト単相組織となっている。この傾向により引張り強さは、Ｃ量の増加にともない増加する傾向を示し、全体組成中のＭｏ量が０．４質量％以上で引張り強さが８５０ＭＰａ以上となっている。しかしながら、全体組成中のＣ量が０．８質量％を超えると鉄基地中のＭｏと結合してモリブデン炭化物を形成する結果、鉄基地中に固溶するＭｏ量、すなわち鉄基地の焼入れ性に寄与するＭｏ量が減少する結果、引張り強さの低下が生じている。以上のことから、全体組成中のＣ量を０．４〜０．８質量％とすべきことがわかった。

［第６実施例］
第２実施例の試料番号１５の試料の原料粉末を用い、第１実施例と同様に成形を行い、表１６に示すように、焼結保持温度及び焼結保持後の冷却過程における９００〜２００℃までの平均冷却速度を変えて焼結を行い、試料番号４４〜５５の試料を作製した。得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さ及び衝撃値を測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表１６に示す。なお、表１６において、第２実施例の試料番号１５の試料の値を併せて示した。

試料番号１５、４４〜４９の試料は、焼結温度の変化が及ぼす影響について調べたものである。焼結温度が１１２０℃に満たない試料番号４４の試料は、焼結が進行しないこと、及びＦｅ−Ｍｎ合金粉末の拡散が進行せず、マルテンサイト相の量が乏しいことから、引張り強さが低い値となっている。一方、焼結温度が１１２０℃の試料番号４５の試料では、焼結が充分に進行して焼結体密度が増加するとともに、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の拡散が進行してマルテンサイト相の量が充分となり、引張り強さが８５０ＭＰａ以上となっている。また、焼結温度が高くなると、焼結がいっそう進行するため、引張り強さが増加している。しかしながら、焼結温度が１２００℃を超える試料番号４９の試料では、型くずれが生じたため試験を中止した。以上より、焼結温度は１１２０〜１２００℃とすべきことがわかった。

試料番号１５、５０〜５５の試料は、焼結保持後の冷却過程における９００〜２００℃までの平均冷却速度が及ぼす影響について調べたものである。この温度範囲の平均冷却速度が１０℃／分より遅い試料番号５０の試料は、焼結後の冷却で焼入れが行われず、充分な量のマルテンサイトが得られないことから、引張り強が低い値となっている。一方、平均冷却速度が１０℃／分の試料番号５１の試料では、焼結後の冷却速度で焼入れが行われ、マルテンサイトの量が充分となり、引張り強さが８５０ＭＰａ以上となっている。また、平均冷却速度が速くなるにしたがい、焼入れが行われ易くなって、マルテンサイト相の量が増加して引張り強さが増加している。しかしながら、冷却速度が６０℃／分を超えても引張り強さの増加の効果は認められない。以上より、焼結保持後の冷却過程における９００〜２００℃までの平均冷却速度は１０〜６０℃／分の範囲とすべきことがわかった。

本発明の鉄基焼結合金は、金属組織を調整して高い機械的強さを備えたものであるとともに、高価なＮｉ等を含まず安価であることから、ベベルギア、リダクションギア、遊星歯車機構のサンギア等の高い機械的強さが要求される高強度ギア等の機械部品に好適なものである。

Claims (9)

1. 全体組成が、質量比で、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：１．５〜５．０％（１．５％を除く）、Ｃ：０．４〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
   気孔を除く基地がマルテンサイト相の単相組織、もしくは気孔を除く基地面積について７０％以上（７０％を除く）のマルテンサイト相と、３０％以下のベイナイト相からなる混合組織となる金属組織を示すことを特徴とする鉄基焼結合金。
2. 前記全体組成において、さらにＳｉ：０．６５質量％以下を含むことを特徴とする請求項１に記載の鉄基焼結合金。
3. 前記金属組織がマルテンサイト相とベイナイト相の混合組織である場合に、前記マルテンサイト相と前記ベイナイト相との合計が、全組織の９５％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の鉄基焼結合金。
4. Ｍｏを含有し残部がＦｅと不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、Ｍｎを含有し残部がＦｅと不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末と、Ｃｕ粉末、液相発生温度が１１２０℃以下のＣｕ−Ｍｎ合金粉末及び液相発生温度が１１２０℃以下のＦｅ−Ｃｕ−Ｍｎ合金粉末からなる群より選ばれる少なくとも１種と、黒鉛粉末とを配合及び混合して、質量比で、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：１．５〜５．０％（１．５％を除く）、Ｃ：０．４〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避不純物の組成を有する原料粉末を得る原料粉末混合工程と、
   前記原料粉末混合工程で得られた前記原料粉末を金型内で圧縮成形する成形工程と、
   前記成形工程で得られた圧粉体を、非酸化性雰囲気中、１１２０〜１２００℃の範囲で保持して焼結するとともに、前記保持後の冷却過程において前記温度範囲から９００〜２００℃の温度範囲への冷却の平均冷却速度が１０〜６０℃／分の速度で冷却する焼結工程とを有することにより、気孔を除く基地がマルテンサイト相の単相組織、もしくは気孔を除く基地面積について７０％以上（７０％を除く）のマルテンサイト相と、３０％以下のベイナイト相からなる混合組織となる金属組織を得ることを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。
5. 前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の平均粒径が、４５μｍ以下であることを特徴とする請求項４に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
6. 前記Ｆｅ−Ｍｏ合金粉末に、前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末のうちの５０質量％以上を付着させた粉末を用いることを特徴とする請求項４又は５に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
7. 前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末のＭｎ量が３５〜９０質量％であることを特徴とする請求項４〜６のいずれかに鉄基焼結合金の製造方法。
8. 前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末がさらにＳｉ：３０質量％以下を含むことを特徴とする請求項４〜７のいずれかに記載の鉄基焼結合金の製造方法。
9. 前記焼結工程の冷却過程において、１００℃以下まで冷却した後、１５０〜３００℃の温度に加熱し保持するか、又は前記焼結炉内での冷却中に１５０〜３００℃以下の温度で保持することを特徴とする請求項４〜８のいずれかに記載の鉄基焼結合金の製造方法。